(57)【要約】【課題】  衝撃値の冷却速度依存性が小さく、靱性、硬度、被削性、及び、耐ヒートチェック性に優れた熱間工具鋼を提供すること。【解決手段】  本発明に係る熱間工具鋼は、Ｃ：０．３〜０．５ｗｔ％、Ｓｉ：０．２〜１．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．５ｗｔ％、Ｐ：０．００１〜０．０５ｗｔ％、Ｓ：０．０１〜０．０６ｗｔ％、Ｃｒ：３．０〜６．０ｗｔ％、Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５〜３．０ｗｔ％、Ｖ：０．３〜１．５ｗｔ％、Ａｌ：０．００１〜０．０２ｗｔ％、Ｎ：０．００５〜０．０２５ｗｔ％、Ｏ：０．００１〜０．０１ｗｔ％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１ｗｔ％、残部Ｆｅ及び不純物からなり、焼入れ焼戻し後３８〜５２ＨＲＣに調質されていることを特徴とする。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．３〜０．５ｗｔ％、
Ｓｉ：０．２〜１．０ｗｔ％、
Ｍｎ：０．５〜２．５ｗｔ％、
Ｐ  ：０．００１〜０．０５ｗｔ％、
Ｓ  ：０．０１〜０．０６ｗｔ％、
Ｃｒ：３．０〜６．０ｗｔ％、
Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５〜３．０ｗｔ％、
Ｖ  ：０．３〜１．５ｗｔ％、
Ａｌ：０．００１〜０．０２ｗｔ％、
Ｎ  ：０．００５〜０．０２５ｗｔ％、
Ｏ  ：０．００１〜０．０１ｗｔ％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１ｗｔ％、
残部Ｆｅ及び不純物からなり、
焼入れ焼戻し後３８〜５２ＨＲＣに調質された熱間工具鋼。
【請求項２】
Ｎｉ：２．０ｗｔ％以下、
Ｃｏ：５．０ｗｔ％以下、及び、
Ｃｕ：１．０ｗｔ％以下、
から選ばれる１種又は２種以上の元素をさらに含む請求項１に記載の熱間工具鋼。
【請求項３】
Ｔｉ：０．２ｗｔ％以下、
Ｚｒ：０．２ｗｔ％以下、及び、
Ｎｂ：０．２ｗｔ％以下、
から選ばれる１種又は２種以上の元素をさらに含む請求項１又は２に記載の熱間工具鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱間工具鋼に関し、さらに詳しくは、焼入れ焼戻し処理によって硬さを調節した後、切削加工により、熱間鍛造型、熱間プレス型、ダイカスト型、熱間押し出し型等の各種工具形状に仕上げるための熱間工具鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、熱間鍛造型、熱間プレス型、ダイカスト型、熱間押し出し型等の用途には、ＪＩＳ−ＳＫＤ６、ＳＫＤ６１、ＳＫＤ６２などの５％Ｃｒ系の熱間工具鋼が使用されてきた。従来、これらの熱間工具鋼は、焼きなまし材を粗加工した後、焼入れ焼戻しにより目的とする硬さに調整し、さらに仕上げの加工により所定の金型形状とするのが一般的である。
【０００３】
しかしながら、このような工程では、金型完成までに非常に長い時間を要するという問題があった。そこで、近年では、金型の製造期間の短縮、納期の短縮、及び、製造コストの軽減を目的に、事前に焼入れ焼戻しされた素材（プレハードン材）を直接、金型に加工する工法が用いられてきている。
【０００４】
プレハードン材は、焼ならし材に比べて非常に硬く、被削性が悪い。そのため、従来の材料からなるプレハードン材に対して切削加工を行うと、工具寿命が短くなるという問題がある。この問題を解決する手段としては、例えば、ＪＩＳ−ＳＫＤ６、ＳＫＤ６１、ＳＫＤ６２等の熱間工具鋼に微量の硫黄を添加し、被削性を改善する方法が知られている。
【０００５】
また、特許文献１には、所定の組成を有し、かつ、マルテンサイトのパケットサイズをオーステナイト結晶粒度番号で評価した８番と同等かそれより大きく調整した高強度プレハードン鋼材が開示されている。同文献には、マルテンサイトのパケットサイズを相対的に大きくすることによって、強度及び延性のバランスを維持したまま、被削性を向上できる点が記載されている。
【０００６】
さらに、特許文献２には、所定の組成を有し、かつ、熱処理後のマルテンサイト組織の方向性が１７〜３３％である熱間工具鋼が開示されている。同文献には、マルテンサイト組織を等方的にすることにより、切削時の切削抵抗及びその変動量を軽減でき、工具寿命が向上する点、及び、微細な介在物及び炭化物を均一に分散させることによりマルテンサイト析出サイトが多数形成され、マルテンサイト組織の無方向化が実現できる点が記載されている。
【０００７】
【特許文献１】特開２０００−０５４０６８号公報
【特許文献２】特開２００３−２６８４８６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
一般に、熱間工具鋼は、焼入れ時の冷却速度が遅いほど、衝撃値などの型性能を代表する特性値が低下する。焼きなまし後に粗加工し、焼入れ焼戻しを行う従来の方法では、金型として使用する面（キャビティ面）は、直接、焼入れ時の冷媒に触れるため、冷却速度が速く、大型金型でも高い衝撃値を得ることができた。
【０００９】
しかしながら、プレハードン材では、事前に焼入れ焼戻しを行うため、切削加工後のキャビティ面は、焼入れ時の冷却速度の遅い内部を使用することになる。そのため、プレハードン材を切削加工して得られる金型は、従来の方法で作製した金型に比べて、キャビティ面の衝撃値が低く、早期に大割れが生じることがあり、金型寿命が短いという問題があった。
【００１０】
さらに、熱間で使用される金型は、使用中に熱サイクルを受けるので、プレハードン材には、硬度、靱性、被削性に加えて、耐ヒートチェック性も要求される。しかしながら、これらの条件を同時に満たす熱間工具鋼が提案された例は、従来にはない。
【００１１】
本発明が解決しようとする課題は、衝撃値の冷却速度依存性が小さく、素材内部でも高い靱性が得られる熱間工具鋼を提供することにある。また、本発明が解決しようとする他の課題は、高い靱性に加えて、硬度、被削性、及び、耐ヒートチェック性に優れた熱間工具鋼を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
上記課題を解決するために本発明に係る熱間工具鋼は、
Ｃ  ：０．３〜０．５ｗｔ％、
Ｓｉ：０．２〜１．０ｗｔ％、
Ｍｎ：０．５〜２．５ｗｔ％、
Ｐ  ：０．００１〜０．０５ｗｔ％、
Ｓ  ：０．０１〜０．０６ｗｔ％、
Ｃｒ：３．０〜６．０ｗｔ％、
Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５〜３．０ｗｔ％、
Ｖ  ：０．３〜１．５ｗｔ％、
Ａｌ：０．００１〜０．０２ｗｔ％、
Ｎ  ：０．００５〜０．０２５ｗｔ％、
Ｏ  ：０．００１〜０．０１ｗｔ％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１ｗｔ％、
残部Ｆｅ及び不純物からなり、
焼入れ焼戻し後３８〜５２ＨＲＣに調質されていることを要旨とする。
【発明の効果】
【００１３】
本発明に係る熱間工具鋼は、従来のＪＩＳ鋼に比べてＭｎ量を増加させているので、衝撃値の冷却速度依存性が小さくなる。また、従来のＪＩＳ鋼に比べてＳｉ量を減少させているので、Ｍｎ含有量増加により低下する耐ヒートチェック性を改善することができる。さらに、快削元素であるＳ及びＣａの含有量を最適化しているので、衝撃値、耐ヒートチェック性を低下させることなく、被削性を向上させることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。本発明に係る冷間工具鋼は、以下のような元素を含み、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及びその限定理由は、以下の通りである。
【００１５】
（１）Ｃ  ：０．３〜０．５ｗｔ％。
Ｃは、金型性能として重要な硬さ、耐摩耗性を確保するために必要な元素である。熱間工具鋼として十分な硬さ、耐摩耗性を確保するためには、Ｃは、０．３ｗｔ％以上の添加が必要である。
一方、Ｃを過剰に添加した場合には、溶製時に粗大な共晶炭化物が生成し、焼入れ時に固溶しない炭化物が増加するために、靱性や耐ヒートチェック性の低下を招く。従って、Ｃ量は、０．５ｗｔ％以下が好ましい。
【００１６】
（２）Ｓｉ：０．２〜１．０ｗｔ％。
Ｓｉは、製鋼時に脱酸元素として必要な元素である。また、その含有量を高めることにより被削性及び焼戻し軟化抵抗性を向上させる。良好な被削性を得るためには、Ｓｉ量は、０．２ｗｔ％以上が好ましい。
但し、Ｓｉ量が多すぎる場合は、靱性や耐ヒートチェック性が低下する。また、本発明では、焼入れ性をＭｎ含有量増加で確保しているが、Ｍｎ含有量の増加に伴い耐ヒートチェック性が低下する。従って、Ｍｎ量増加に伴う耐ヒートチェック性の低下を補うために、Ｓｉ量は、通常のＪＩＳ−ＳＫＤ６、ＳＫＤ６１、ＳＫＤ６２の組成範囲より低めに設定するのが好ましい。Ｓｉ量は、具体的には、１．０ｗｔ％以下が好ましい。
【００１７】
（３）Ｍｎ：０．５〜２．５ｗｔ％。
Ｍｎは、焼入れ性及び硬さの確保のために必要な成分であり、素材の焼入れ焼戻し時に中心部まで靱性の高い組織を得るためには、通常のＪＩＳ−ＳＫＤ６、ＳＫＤ６１、ＳＫＤ６２の組成範囲より多く添加する必要がある。Ｍｎ量は、具体的には、０．５ｗｔ％以上が好ましい。
また、Ｍｎを過剰に添加すると、耐ヒートチェック性が低下したり、あるいは、焼入れ性が高くなりすぎて、焼入れ時に残留γが多量に生成する。残留γが多量に生成すると、焼戻しの際に生ずる変態によって衝撃値が低下したり、あるいは、焼きなまししても硬さが低下しなくなることがある。従って、Ｍｎ量は、２．５ｗｔ％以下が好ましい。
【００１８】
（４）Ｐ  ：０．００１〜０．０５ｗｔ％。
Ｐは、靱性や耐ヒートチェック性を低下させるため、低減することが好ましい元素である。不可避的に含まれる場合、Ｐ量は、０．０５ｗｔ％以下に低減することが好ましい。
【００１９】
（５）Ｓ  ：０．０１〜０．０６ｗｔ％。
Ｓは、耐ヒートチェック性や靱性を低下させるため、通常、その添加量をきわめて低く抑えるのが一般的である。しかしながら、Ｓは、被削性改善には有効な元素である。良好な被削性を得るためには、Ｓ量は、０．０１ｗｔ％以上が好ましい。
但し、Ｓ量が過剰になると、耐ヒートチェック性や靱性を大きく劣化させる。従って、Ｓ量は、０．０６ｗｔ％以下が好ましい。
【００２０】
（６）Ｃｒ：３．０〜６．０ｗｔ％。
Ｃｒは、炭化物を形成して基地の強化や耐摩耗性を向上させるために、また、焼入れ性確保のために必要である。このような効果を得るためには、Ｃｒは、０．５ｗｔ％以上の添加が必要である。Ｍｎと同様に、Ｃｒ含有量を増加させれば、焼入れ性が改善されて、焼入れ焼戻し時に素材内部の靱性を向上させることができる。
但し、Ｃｒ量の増加は、焼戻し軟化抵抗を低下させ、金型性能を低下させる。従って、Ｃｒ量は、６．０ｗｔ％以下が好ましい。
【００２１】
（７）Ｍｏ＋１／２Ｗ：０．５〜３．０ｗｔ％。
Ｍｏ及びＷは、いずれも、炭化物を形成して基地の強化や耐摩耗性を向上させるために、また、焼入れ性確保のために必要である。このような効果を得るためには、Ｍｏ＋１／２Ｗは、０．５ｗｔ％以上の添加が必要である。
但し、Ｍｏ及び／又はＷを過剰に添加しても、その効果は飽和し、経済的に不利となる。従って、Ｍｏ＋１／２Ｗ量は、３．０ｗｔ％以下が好ましい。
なお、ＭｏとＷは、同様の効果をもたらし、Ｗは、Ｍｏの約２倍の原子量であることから、Ｍｏ当量で規定する。Ｍｏ及びＷは、それぞれ、単独で添加しても良く、あるいは、同時に添加しても良い。
【００２２】
（８）Ｖ  ：０．３〜１．５ｗｔ％。
Ｖは、焼戻し時に炭化物を形成して析出することにより基地の強化や耐摩耗性を向上させる元素である。また、焼入れ加熱時には、微細な炭化物の形成により、結晶粒の粗大化を抑制し、靱性の低下を抑制する効果を有する。このような効果を得るためには、Ｖは、０．３ｗｔ％以上の添加が必要である。
一方、Ｖを過剰に添加すると、凝固時に炭窒化物として粗大な晶出物を生成し、靱性を低下させる。従って、Ｖ量は、１．５ｗｔ％以下が好ましい。
【００２３】
（９）Ａｌ：０．００１〜０．０２ｗｔ％。
Ａｌは、製鋼時に脱酸元素として作用する他、鋼中のＮと結びつき、窒化物として微細分散し、焼入れ加熱時の結晶粒粗大化を抑制する元素である。このような効果を得るためには、Ａｌは、０．００１ｗｔ％以上の添加が必要である。
但し、Ａｌを過剰に添加しても、その効果は飽和する。従って、Ａｌ量は、０．０２ｗｔ％以下が好ましい。
【００２４】
（１０）Ｎ：０．００５〜０．０２５ｗｔ％。
Ｎは、鋼中のＡｌやＶと結合して窒化物を形成し、微細に分散することにより、焼入れ加熱時の結晶粒粗大化を抑制し、靱性低下を防止するのに有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｎは、０．００５ｗｔ％以上の添加が必要である。
但し、Ｎを過剰に添加しても、その効果は飽和する。従って、Ｎ量は、０．０２５ｗｔ％以下が好ましい。
【００２５】
（１１）Ｏ：０．００１〜０．０１ｗｔ％。
通常、Ｏは、酸化物として介在物を形成し、靱性や耐ヒートチェック性を低下させるために、低減することが好ましい元素である。しかしながら、本発明では、切削加工時に切削工具表面にベラーグと呼ばれる保護被膜を形成するために、酸素を適量添加する。「ベラーグ」とは、ＣａとＳとを同時に添加することにより得られる快削性の介在物（カルシウムオキシサルファイド）である。このような効果を得るためには、Ｏは、０．００１ｗｔ％以上の添加が必要である。
但し、Ｏを過剰に添加してもその効果が飽和する。また、Ｏの過剰の添加は、靱性や耐ヒートチェック性を低下させる介在物を生成させる原因となる。従って、Ｏ量は、０．０１ｗｔ％以下が好ましい。
【００２６】
（１２）Ｃａ：０．０００１〜０．０１ｗｔ％。
Ｃａは、Ｓ及びＯとともに快削性を改善する介在物を形成するために必要な元素である。Ｃａを適量添加すると、切削加工中に工具表面に保護被膜（ベラーグ）が形成され、工具摩耗を抑制する効果がある。このような効果を得るためには、Ｃａは、０．０００１ｗｔ％以上の添加が必要である。
一方、Ｃａを過剰に添加しても、その効果は飽和する。従って、Ｃａ量は、０．０１ｗｔ％以下が好ましい。
【００２７】
また、本発明に係る熱間工具鋼は、上述した元素に加えて、以下のような１種又は２種以上の元素をさらに含んでいても良い。各元素の成分範囲及び限定理由は、以下の通りである。
【００２８】
（１３）Ｎｉ：２．０ｗｔ％以下。
（１４）Ｃｕ：１．０ｗｔ％以下。
Ｎｉ及びＣｕは、いずれも焼入れ性を高め、かつ基地の強靱化に有効であり、必要に応じて添加できる。但し、過剰に添加してもその効果は飽和し、経済的にも不利になる。従って、Ｎｉ量は２．０ｗｔ％以下、Ｃｕ量は１．０ｗｔ％以下が好ましい。
【００２９】
（１５）Ｃｏ：５．０ｗｔ％以下。
Ｃｏは、固溶強化により強度を向上させる元素であり、必要に応じて添加することができる。しかしながら、過剰に添加してもその効果は飽和し、経済的にも不利になる。従って、Ｃｏ量は、５．０ｗｔ％以下が好ましい。
【００３０】
（１６）Ｔｉ：０．２ｗｔ％以下。
（１７）Ｚｒ：０．２ｗｔ％以下。
（１８）Ｎｂ：０．２ｗｔ％以下。
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂは、いずれも炭窒化物を形成して微細に析出し、焼入れ加熱時の結晶粒粗大化を防止する元素であり、結晶粒を微細化して靱性を確保したい場合には必要に応じて添加することができる。しかしながら、過剰に添加すると、凝固時に粗大な炭窒化物として晶出し、かえって靱性を低下させる。従って、これらの元素の含有量は、いずれも０．２ｗｔ％以下が好ましい。
【００３１】
本発明に係る熱間工具鋼は、上述のような組成を有する鋼材に対して焼入れ焼戻しを行い、３８〜５２ＨＲＣに調質された状態で使用される。焼入れ条件及び焼戻し条件は、特に限定されるものではなく、目的とする硬度、靱性、被削性等が得られるように、その組成に応じて最適な条件を選択する。
【００３２】
次に、本発明に係る熱間工具鋼の作用について説明する。従来の熱間工具鋼は、焼入れ時の冷却速度が遅くなるほど、衝撃値などの型性能を代表する特性値が低下する。これは、焼入れ性が低いために、焼入れ時の冷却速度が遅くなるほど、冷却時にラス状マルテンサイトが粗大化し、あるいは、冷却時にベイナイト変態が生ずるためである。そのため、従来の熱間工具鋼に対し、プレハードン材から金型を直接加工する方法を適用すると、キャビティ面に衝撃値の低い面が露出し、金型寿命が低下する。
【００３３】
これに対し、従来の熱間工具鋼に比べてＭｎ量を増加させると、焼入れ性が向上し、衝撃値の冷却速度依存性が小さくなる。その結果、素材の中心部であっても高い衝撃値が得られる。これは、Ｍｎ量の増加によって、Ｍｓ点が低下し、かつ、ベイナイト変態が長時間側に移動するためである。そのため、プレハードン材から直接金型に加工する方法を用いても、キャビティ面の衝撃値を高く維持することができる。
【００３４】
また、Ｓｉは、被削性を向上させる元素であるが、過剰に添加すると、耐ヒートチェック性を低下させる。一方、Ｍｎ量を増加させると焼入れ性は向上するが、耐ヒートチェック性は低下する。本発明においては、被削性を大幅に低下させない程度に、Ｓｉ量を従来の熱間工具鋼より低減しているので、Ｍｎ含有量の増加による耐ヒートチェック性の低下を抑制することができる。さらに、適量のＳ及びＣａが含まれているので、衝撃値、耐ヒートチェック性を低下させることなく、被削性を向上させることができる。
【実施例】
【００３５】
表１に示す組成の鋼（実施例１〜１０、比較例ａ〜ｑ、従来材）を真空高周波誘導炉で溶解した後、１５０ｋｇの鋼塊に鋳造した。鋼塊は、１２３０℃で１０ｈのソーキングを実施した後、加熱温度１２００℃で６０ｍｍ×６０ｍｍの角材に鍛造した。鍛造後、８７０℃で３時間保持した後に徐冷する焼きなましを施した。このようにして得られた角材から被削性試験片、シャルピー試験片、ヒートチェック試験片の各種試料片を粗加工した。
【００３６】
【表１】
2005336553.tif 000002
【００３７】
粗加工後に各鋼材を焼入れし、（６００℃〜６５０℃×１ｈ→空冷）×２回の焼戻し処理を行った。なお、焼入れ条件は、１０３０℃×３０ｍｉｎ→油焼入れと、１０３０℃×３０ｍｉｎ→空冷の２種類とした。空冷材は、プレハードン材のキャビティ面を想定し、冷却速度を遅くした状態を模したものである。
調質された角材より各種試験片を機械加工後、試験に供した。油焼入れ材は、すべての試験に供し、空冷材は、硬さ測定及び衝撃試験のみ実施した。各種試験条件の詳細は、以下の通りである。また、表２に、試験結果を示す。
【００３８】
（１）シャルピー試験
鍛造した鋼材の幅方向（Ｔ方向、鍛流線に対して垂直方向）から試験片を採取し、”ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２”に従い、シャルピー衝撃値を評価した。
（２）ヒートチェック試験
まず、鍛造した鋼材から円板状試料を切り出した。次いで、高周波加熱、水冷式のヒートチェック試験機を用いて、表層部の７００℃加熱及び水冷を１０００回繰り返した。試験終了後、円板状試料を上下面に対して平行に切断し、試料表面（円板状試料の側面）に発生したクラックの深さ、本数を測定し、クラック平均長さを算出した。
（３）被削性試験
以下の条件でエンドミル切削試験を実施した。なお、逃げ面摩耗が０．２ｍｍになった切削距離を工具寿命とし、被削性は、ＪＩＳ−ＳＫＤ６１（従来材）の工具寿命を１００としたときの相対値で表した。
工具：φ１０ｍｍ超硬エンドミル（ＴｉＡｌＮコーティング、４枚刃）
切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．１ｍｍ／刃
軸方向切り込み：１０ｍｍ
径方向切り込み：０．５ｍｍ
クーラント：なし、エアブロー
【００３９】
【表２】
2005336553.tif 000003
【００４０】
比較例ａは、Ｃ含有量が低いため、焼入れ焼戻し後に必要な硬さが得られない。一方、比較例ｂは、Ｃ含有量が高いために、衝撃値が低い。
比較例ｃは、Ｓｉ含有量が低すぎるために、被削性が悪い。一方、比較例ｄは、Ｓｉ含有量が高すぎるために、耐ヒートチェック性が悪い。
比較例ｅはＭｎ含有量が高すぎるために、衝撃値が低い。同様に、比較例ｆは、Ｐ含有量が高すぎるために、衝撃値が低い。
比較例ｇは、Ｓ含有量が低すぎるために、被削性が悪い。一方、比較例ｈは、Ｓ含有量が高すぎるために、衝撃値が低い。
比較例ｉは、Ｃｒ含有量が低すぎるために、空冷材で衝撃値が低くなる。一方、比較例ｊは、Ｃｒ含有量が高すぎるために、焼戻し軟化抵抗が低下し、耐ヒートチェック性が低い。
比較例ｋは、Ｍｏ含有量が低すぎるために、耐ヒートチェック性が低い。
比較例ｌは、Ｖ含有量が低すぎるために、焼入れ加熱時に結晶粒が粗大化し、耐ヒートチェック性が低下した。一方、比較例ｍは、Ｖ含有量が高すぎるために、ＶＣ晶出物が多量に存在し、衝撃値が低い。
比較例ｎは、Ａｌが無添加のため、焼入れ加熱時に結晶粒が粗大化し、衝撃値が低下した。同様に、比較例ｏは、Ｎ含有量が低すぎるために、焼入れ加熱時に結晶粒が粗大化し、衝撃値が低下した。
さらに、比較例ｐは、Ｏ含有量が低すぎるために、被削性を改善するＣａとＳの複合酸化物が生成せず、被削性が悪い。同様に、比較例ｑは、Ｃａが無添加のため、被削性を改善するＣａとＳの複合酸化物が生成せず、被削性が悪い。
【００４１】
これに対し、実施例１〜１０は、油焼入れ材及び空冷材の双方とも、焼入れ焼戻しにより４５ＨＲＣ±１に調質することができた。また、実施例１〜１０の油焼入れ材は、ＳＫＤ６１（従来材）と同等以上の衝撃値と耐ヒートチェック性を有し、さらにＳＫＤ６１よりも優れた被削性を有していた。さらに、プレハードン材の中心部を模擬した空冷材では、ＳＫＤ６１のようにに油焼入れ材に比べて衝撃値が低下することなく、油焼入れ材と同等程度の衝撃値を維持することが可能であった。
【００４２】
以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は、上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。
【産業上の利用可能性】
【００４３】
本発明に係る熱間工具鋼は、各種熱間加工金型、各種熱間加工工具として使用することができる。